EP0455005A1 - High temperature alloy for engine components, based on modified titanium aluminide - Google Patents

High temperature alloy for engine components, based on modified titanium aluminide Download PDF

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EP0455005A1
EP0455005A1 EP91105503A EP91105503A EP0455005A1 EP 0455005 A1 EP0455005 A1 EP 0455005A1 EP 91105503 A EP91105503 A EP 91105503A EP 91105503 A EP91105503 A EP 91105503A EP 0455005 A1 EP0455005 A1 EP 0455005A1
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EP
European Patent Office
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alloy
room temperature
melted
temperature
yield point
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EP91105503A
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EP0455005B1 (en
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Mohamed Dr. Nazmy
Markus Staubli
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Alstom SA
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ABB Asea Brown Boveri Ltd
Asea Brown Boveri AB
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium

Definitions

  • High-temperature alloys for thermal machines based on intermetallic compounds which are suitable for directional solidification and complement the conventional nickel-based superalloys.
  • the invention relates to the further development and improvement of the alloys based on an intermetallic compound of the titanium aluminide TiAl type with further additives which increase strength, toughness and ductility.
  • the invention relates to a high-temperature alloy for machine components based on doped TiAl.
  • Intermetallic compounds of titanium with aluminum have some interesting properties which make them appear attractive as construction materials in the medium and higher temperature range. Among other things, this includes their low density compared to superalloys, which is only approx. 1/2 of the value for Ni superalloys reached. However, their technical usability in the present form stands in the way of their brittleness. The former can be improved by additives, whereby higher strength values are also achieved. As possible and in part already introduced intermetallic compounds, inter alia nickel aluminides, nickel silicides and titanium aluminides are known as construction materials.
  • EP-A1-0 365 598 shows a high-temperature alloy based on TiAl with additions of Si and Nb
  • EP-A1-0 405 134 suggests a high-temperature alloy based on TiAl with additions of Si and Cr.
  • the invention is based on the object of specifying a light alloy with adequate oxidation and corrosion resistance at high temperatures and at the same time high heat resistance and sufficient toughness in the temperature range from 500 to 1000 ° C., which is good for directed Solidification is suitable and essentially consists of a high-melting intermetallic compound.
  • FIG. 7 relates to a graphic representation of the yield point ⁇ 0.2 as a function of the temperature of alloys 21-27 and of comparative alloys 1 and 2.
  • FIGS. 9, 10 and 11 each relate to graphic representations of the influence of metal additives (Me, W) on the mechanical properties of alloys based on the intermetallic compound titanium aluminide at room temperature.
  • metal additives Mo, W
  • the influence of tungsten and yttrium content on the Vickers hardness is HV (kg / mm2) and for alloys 11, 12, 13, 31, 32 and 40 the influence of the tungsten or xttrium content on the elongation at break ⁇ (%) each at room temperature.
  • the alloy 11 serves as the basis.
  • the alloy compositions are as follows:
  • the individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials.
  • the melt was poured into a cast blank of approximately 50 mm in diameter and approximately 70 mm in height.
  • the blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 9 mm and a length of approximately 70 mm.
  • the bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.
  • a further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.
  • the melt was poured off analogously to embodiment 1, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod.
  • the dimensions of the rods corresponded to embodiment 1.
  • the rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment.
  • the mechanical properties as a function of the test temperature thus approximately corresponded to those of Example 1. These values can be further improved by heat treatment.
  • the melt was poured off analogously to Example 1, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (7 mm ⁇ 7 mm ⁇ 80 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The mechanical properties corresponded approximately to those of the previous examples. Heat treatment resulted in a further improvement in these values.
  • the melt was poured off analogously to Example 1, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (7 mm ⁇ 7 mm ⁇ 80 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The course of the mechanical properties corresponded approximately to that of the previous examples. The yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 582 Mpa. The course over the temperature T is indicated in FIG. 5. Alloy 1 (pure TiAl) is shown as a reference. The Vickers hardness HV at room temperature averaged 322 units. The course over the temperature T is shown in FIG. 1. Alloy 1 (pure TiAl) is to be given as the reference quantity. Heat treatment further improved these values.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 578 MPa.
  • the course of the flow limit over the temperature T is plotted in FIG. 5.
  • the Vickers hardness HV at room temperature reached 350 units. Their course over the temperature T is recorded in Fig. 1.
  • the hardness-increasing effect of the combined W and Si additives compared to pure TiAl must be noted. In the present case, it averages 75%.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 572 MPa (Fig. 5).
  • the Vickers hardness HV reached the value of 347 units at room temperature (FIG. 1).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 550 MPa (Fig. 5).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 333 units (Fig. 1).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature reached 495 MPa (Fig. 5).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 300 units (FIG. 1).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 489 MPa. Their course over the temperature T is similar to that of alloy 8.
  • the Vickers hardness HV at room temperature was 296 units. It had a profile similar to alloy 8 over temperature.
  • the yield point ⁇ 0.2 was approx. 478 MPa.
  • the course over the temperature lies approximately in the middle between the corresponding courses of alloys 8 and 9.
  • the Vickers hardness HV was 290 units at room temperature. Their temperature profile lies approximately in the middle between the corresponding temperature profiles of alloys 8 and 9.
  • the yield point ⁇ was 0.2 388 MPa at room temperature. Their course over the temperature T practically coincides with that of the alloy 2. The Vickers hardness HV at room temperature reached 235 units. The corresponding course over T practically coincides with that of alloy 2.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was measured at 449 MPa. Their course over the temperature T is just below that of the alloy 9. The Vickers hardness HV at room temperature gave a value of 272 units. The temperature profile is just below that of alloy 9.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature gave an average value of 522 MPa. Their temperature profile is just below that of alloy 3. The Vickers hardness HV at room temperature was 316 units. The corresponding course over the temperature T is just below that of the alloy 3.
  • the individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials.
  • the melt was poured into a cast blank of approximately 60 mm in diameter and approximately 80 mm in height.
  • the blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 8 mm and a length of approximately 80 mm.
  • the bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.
  • the mechanical properties achieved were measured as a function of the test temperature.
  • a further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.
  • the melt was poured off analogously to embodiment 34, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod.
  • the dimensions of the rods corresponded to embodiment 34.
  • the rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment.
  • the mechanical properties as a function of the test temperature thus achieved corresponded approximately to those of Example 34. These values can be further improved by heat treatment.
  • Example 34 The melt was poured off as in Example 34, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (8 mm ⁇ 8 mm ⁇ 100 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The mechanical properties corresponded approximately to those of the previous examples. Heat treatment further improved these values.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 650 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 394 units (FIG. 2).
  • the hardness-increasing effect of the Y addition compared to pure TiAl is remarkable and is almost 100%.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 482 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature reached the value of 292 units (Fig. 2).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 512 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV reached the value of 310 units at room temperature (FIG. 2).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 426 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 258 units (Fig. 2).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 439 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature reached an average of 266 units (FIG. 2).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature reached 512 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 310 units (FIG. 2).
  • the hardness-increasing effect of the Zr addition compared to alloy 1 (pure TiAl) is therefore approx. 55%.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 513 MPa (Fig. 7).
  • the Vickers hardness HV at room temperature was 311 units (FIG. 3).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature reached 416 MPa (Fig. 7).
  • the Vickers hardness HV at room temperature corresponded to 252 units (Fig. 3).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was measured at 498 MPa (Fig. 7).
  • the Vickers hardness HV at room temperature gave a value of 302 units (FIG. 3).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature gave an average value of 488 MPa (Fig. 7).
  • the Vickers hardness HV at room temperature was 296 units (FIG. 3).
  • the increase in hardness is associated with a more or less severe loss of ductility, which can, however, be at least partially compensated for by adding further elements which increase the toughness.
  • the addition of less than 0.5 at.% Of an element is usually hardly effective.
  • B generally has a strong toughness-increasing effect in combination with other strength-increasing elements. See Fig. 10.
  • the loss of ductility caused by alloying Y could be practically compensated for by adding only 0.5 at.% B. Additions higher than 1 at.% B are not necessary.
  • Ge looks similar to B but is considerably weaker. Additions of more than 2 at.% Ge in the presence of further elements are of little use. For further optimization of the properties, there are polynary systems in which an attempt is made to make up for the negative properties of individual additions by simultaneously alloying other elements.
  • the area of application of the modified titanium aluminides advantageously extends to temperatures between 600 ° C. and 1000 ° C.
  • the individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials.
  • the melt was poured into a cast blank of approximately 60 mm in diameter and approximately 80 mm in height.
  • the blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 12 mm and a length of approximately 80 mm.
  • the bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.
  • a further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.
  • the melt was poured off analogously to embodiment 61, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod.
  • the dimensions of the rods corresponded to the exemplary embodiment 61.
  • the rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment.
  • the values of the mechanical properties achieved as a function of the test temperature are shown in FIGS. 4 and 8. These values can be further improved by heat treatment.
  • the Vickers hardness HV at room temperature was 329 units.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature reached 543 MPa.
  • the strength and hardness increasing effect of the W additive is clearly visible.
  • the Vickers hardness at room temperature was 342 units (Fig. 4).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 565 MPa (Fig. 8).
  • the mechanical properties are hardly changed by the further addition of boron up to 1 atom%. Therefore, this value is also a justified upper limit for the boron content of the alloy.
  • the area of application of the modified tianaluminides advantageously extends to temperatures between 600 ° C. and 1000 ° C.

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Abstract

The high-temperature alloy is intended for mechanically and thermally highly stressed components of machines. It is based essentially on doped TiAl and has the following composition: TixElyMezAl1-(x + y + z), with El = B, Ge or Si and Me = Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y and/or Zr and with the following relationships: 0.46 </= x             </= 0.54, 0.001 </= y            </= 0.015 for El = Ge and Me = Cr, Hf, Mn, Mo,                      Nb, Ta, V and/or W, 0.001 </= y            </= 0.015 for El = Si and Me = Hf, Mn, Mo, Ta, V                      and/or W, 0 </= y                </= 0.01 for El = B and Me = Co, Ge, Pd, Y and/or                      Zr, 0 </= y                </= 0.02 for El = Ge and Me = Co, Ge, Pd, Y and/or                      Zr, 0.0001 </= y           </= 0.01 for El = B and Me = Cr, Mn, Nb and/or W, 0.01 </= z             </= 0.04, if Me = a single element, 0.01 </= z             </= 0.08, if Me = two or more single elements and 0.46 </= (x + y + z)   </= 0.54. <IMAGE>

Description

Hochtemperaturlegierungen für thermische Maschinen auf der Basis von intermetallischen Verbindungen, welche sich für gerichtete Erstarrung eignen und die konventionellen Nickelbasis-Superlegierungen ergänzen.High-temperature alloys for thermal machines based on intermetallic compounds, which are suitable for directional solidification and complement the conventional nickel-based superalloys.

Die Erfindung bezieht sich auf die Weiterentwicklung und Verbesserung der auf einer intermetallischen Verbindung des Typs Titanaluminid TiAl basierenden Legierungen mit weiteren, die Festigkeit, die Zähigkeit und die Dehnbarkeit erhöhenden Zusätzen.The invention relates to the further development and improvement of the alloys based on an intermetallic compound of the titanium aluminide TiAl type with further additives which increase strength, toughness and ductility.

Im engeren Sinne betrifft die Erfindung eine Hochtemperaturlegierung für Maschinenbauteile auf der Basis von dotiertem TiAl.In the narrower sense, the invention relates to a high-temperature alloy for machine components based on doped TiAl.

STAND DER TECHNIKSTATE OF THE ART

Intermetallische Verbindungen des Titans mit dem Aluminium haben einige interessante Eigenschaften, welche sie als Konstruktionswerkstoffe im mittleren und höheren Temperaturbereich als attraktiv erscheinen lassen. Dazu gehört unter anderem ihre gegenüber Superlegierungen niedrige Dichte, die nur ca. 1/2 des Wertes für Ni-Superlegierungen erreicht. Ihrer technischen Verwendbarkeit in der vorliegenden Form steht allerdings ihre Sprödigkeit entgegen. Erstere kann durch Zusätze verbessert werden, wobei auch höhere Festigkeitswerte erreicht werden. Als mögliche und zum Teil bereits eingeführte intermetallische Verbindungen sind unter anderem Nickelaluminide, Nickelsilizide und Titanaluminide als Konstruktionsstoffe bekannt.Intermetallic compounds of titanium with aluminum have some interesting properties which make them appear attractive as construction materials in the medium and higher temperature range. Among other things, this includes their low density compared to superalloys, which is only approx. 1/2 of the value for Ni superalloys reached. However, their technical usability in the present form stands in the way of their brittleness. The former can be improved by additives, whereby higher strength values are also achieved. As possible and in part already introduced intermetallic compounds, inter alia nickel aluminides, nickel silicides and titanium aluminides are known as construction materials.

Es wurde schon versucht, die Eigenschaften des reinen TiAl durch leichte Veränderungen des Ti/Al-Atomverhältnisses sowie durch Zulegieren von anderen Elementen zu verbessern. Als weitere Elemente wurden beispielsweise alternativ Cr, B, V, Si, Ta sowie (Ni+Si) und (Ni+Si+B) vorgeschlagen, ferner Mn, W, Mo, Nb, Hf. Die Absicht bestand darin, einerseits die Sprödigkeit herabzusetzen, d.h. die Dehnbarkeit und Zähigkeit des Werkstoffs zu erhöhen, andererseits eine möglichst hohe Festigkeit im interessierenden Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und Betriebstemperatur zu erreichen. Ausserdem wurde eine genügend hohe Oxydationsbeständigkeit angestrebt. Diese Ziele wurden jedoch nur teilweise erreicht.Attempts have already been made to improve the properties of pure TiAl by slight changes in the Ti / Al atomic ratio and by alloying with other elements. Cr, B, V, Si, Ta, as well as (Ni + Si) and (Ni + Si + B), as well as Mn, W, Mo, Nb, Hf, were proposed as further elements, for example. The intention was, on the one hand, the brittleness to reduce, ie to increase the ductility and toughness of the material, on the other hand to achieve the highest possible strength in the temperature range of interest between room temperature and operating temperature. A sufficiently high resistance to oxidation was also sought. However, these goals were only partially achieved.

Die Warmfestigkeit der bekannten Aluminide lässt indessen noch zu wünschen übrig. Entsprechend dem vergleichsweise niedrigen Schmelzpunkt dieser Werkstoffe ist die Festigkeit, insbesondere die Kriechfestigkeit im oberen Temperaturbereich ungenügend, wie auch aus diesbezüglichen Veröffentlichungen hervorgeht.However, the heat resistance of the known aluminides still leaves something to be desired. Corresponding to the comparatively low melting point of these materials, the strength, in particular the creep resistance in the upper temperature range, is inadequate, as is also apparent from publications in this regard.

Bekannt ist aus US-A-3 203 794 eine TiAl-Hochtemperaturlegierung mit 37 Gew.-% Al, 1 Gew.-% Zr, Rest Ti. Der vergleichsweise geringe Zusatz an Zr bedingt, dass diese Legierung reinem TiAl vergleichbare Eigenschaften aufweist.From US-A-3 203 794 a TiAl high-temperature alloy with 37% by weight Al, 1% by weight Zr, the rest Ti is known. The comparatively small addition of Zr means that this alloy has comparable properties to pure TiAl.

Aus EP-A1-0 365 598 geht eine Hochtemperaturlegierung auf der Basis TiAl mit Zusätzen an Si und Nb hervor, wohingegen in EP-A1-0 405 134 eine Hochtemperaturlegierung auf der Basis TiAl mit Zusätzen an Si und Cr vorgeschlagen wird.EP-A1-0 365 598 shows a high-temperature alloy based on TiAl with additions of Si and Nb, whereas EP-A1-0 405 134 suggests a high-temperature alloy based on TiAl with additions of Si and Cr.

Zum Stand der Technik werden ferner noch die nachfolgenden Dokumente zitiert:

  • N.S. Stoloff, "Ordered alloys-physical metallurgy and structural applications", International metals review, Vol. 29, No. 3, 1984, pp. 123-135.
  • G. Sauthoff, "Intermetallische Phasen", Werkstoffe zwischen Metall und Keramik, Magazin neue Werkstoffe 1/89, S.15-19.
  • Young-Won Kim, "Intermetallic Alloys based on Gamma Titanium Aluminide", JOM, July 1989.
  • US-A-4 842 817
    US-A-4 842 819
    US-A-4 842 820
  • US-A-4 857 268
    US-A-4 836 983
    EP-A-0 275 391
The following documents relating to the prior art are also cited:
  • NS Stoloff, "Ordered alloys-physical metallurgy and structural applications", International metals review, Vol. 29, No. 3, 1984, pp. 123-135.
  • G. Sauthoff, "Intermetallic phases", materials between metal and ceramic, magazine new materials 1/89, p.15-19.
  • Young-Won Kim, "Intermetallic Alloys based on Gamma Titanium Aluminide", JOM, July 1989.
  • US-A-4 842 817
    US-A-4 842 819
    US-A-4 842 820
  • US-A-4 857 268
    US-A-4,836,983
    EP-A-0 275 391

Die Eigenschaften der bekannten modifizierten intermetallischen Verbindungen genügen den technischen Anforderungen im allgemeinen noch nicht, um daraus brauchbare Werkstücke herzustellen. Dies gilt insbesondere bezüglich Warmfestigkeit und Zähigkeit (Duktilität). Es besteht daher ein Bedürfnis nach Weiterentwicklung und Verbesserung derartiger Werkstoffe.The properties of the known modified intermetallic compounds generally do not yet meet the technical requirements in order to produce usable workpieces therefrom. This applies in particular to heat resistance and toughness (ductility). There is therefore a need for further development and improvement of such materials.

DARSTELLUNG DER ERFINDUNGPRESENTATION OF THE INVENTION

Der Erfindung, wie sie im einzigen Patentanspruch definiert ist, liegt die Aufgabe zugrunde, eine leichte Legierung mit hinreichendem Oxydations- und Korrosionswiderstand bei hohen Temperaturen und gleichzeitig hoher Warmfestigkeit sowie genügender Zähigkeit im Temperaturbereich von 500 bis 1000 °C anzugeben, die sich gut für gerichtete Erstarrung eignet und im wesentlichen aus einer hochschmelzenden intermetallischen Verbindung besteht.The invention, as defined in the single patent claim, is based on the object of specifying a light alloy with adequate oxidation and corrosion resistance at high temperatures and at the same time high heat resistance and sufficient toughness in the temperature range from 500 to 1000 ° C., which is good for directed Solidification is suitable and essentially consists of a high-melting intermetallic compound.

WEG ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNGWAY OF CARRYING OUT THE INVENTION

Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben.The invention is described on the basis of the following exemplary embodiments which are explained in more detail by means of figures.

Dabei zeigen:

Fig. 1-4
graphische Darstellungen der Vickershärte HV in Funktion der Temperatur von Legierungen 3-9, 14-20, 21-27 und 33-38 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid, sowie von Vergleichslegierungen 1 und 2,
Fig. 5-8
graphische Darstellungen der Fliessgrenze σ0,2 in Funktion der Temperatur von den Legierungen 3-9, 14-20, 21-27 und 33-39 sowie von den Vergleichslegierungen 1 und 2, und
Fig. 9-11
graphische Darstellungen des Einflusses von Wolframzusätzen auf die Vickershärte HV und die Bruchdehnung δ bei Raumtemperatur von Legierungen 11-13, 28-32, 40 und 41 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid.
Show:
Fig. 1-4
graphical representations of the Vickers hardness HV as a function of the temperature of alloys 3-9, 14-20, 21-27 and 33-38 based on the intermetallic compound titanium aluminide, as well as comparative alloys 1 and 2,
Fig. 5-8
graphical representations of the yield point σ 0.2 as a function of the temperature of alloys 3-9, 14-20, 21-27 and 33-39 as well as of comparative alloys 1 and 2, and
Fig. 9-11
graphical representations of the influence of tungsten additives on the Vickers hardness HV and the elongation at break δ at room temperature of alloys 11-13, 28-32, 40 and 41 based on the intermetallic compound titanium aluminide.

Fig. 1 ist eine graphische Darstellung der Vickershärte HV (kg/mm₂) in Funktion der Temperatur T (°C) von Legierungen 3-9 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid. Um den Einfluss der Legierungselemente überblicken zu können, sind noch die Vickershärten für die reinen Titanaluminide 1 und 2 mit 50 At.-% Al und mit 48 At.-% Al eingezeichnet. Die Legierungen haben die folgende Zusammensetzung:

Legierung 1:
50 At.-% Ti, Rest Al
Legierung 2:
52 At.-% Ti, Rest Al
Legierung 3:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% W, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 4:
50,5 At.-% Ti, 3 At.-% W, 0,5 At.-% Ge, 46 At.-% Al
Legierung 5:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% W, 0,5 At.-% Si, 48 At.-% Al
Legierung 6:
47,5 At.-% Ti, 4 At.-% W, 0,5 At.-% Si, 48 At.-% Al
Legierung 7:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Cr, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 8:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Ta, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 9:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Ta, 0,5 At.-% Si, 48 At.-% Al
Fig. 1 is a graphical representation of the Vickers hardness HV (kg / mm₂) as a function of the temperature T (° C) of alloys 3-9 based on the intermetallic compound titanium aluminide. In order to be able to see the influence of the alloy elements, the Vickers hardnesses for the pure titanium aluminides 1 and 2 with 50 at.% Al and with 48 at.% Al are shown. The alloys have the following composition:
Alloy 1:
50 at.% Ti, balance Al
Alloy 2:
52 at% Ti, balance Al
Alloy 3:
48.5 at.% Ti, 3 at.% W, 0.5 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 4:
50.5 at.% Ti, 3 at.% W, 0.5 at.% Ge, 46 at.% Al
Alloy 5:
48.5 at.% Ti, 3 at.% W, 0.5 at.% Si, 48 at.% Al
Alloy 6:
47.5 at.% Ti, 4 at.% W, 0.5 at.% Si, 48 at.% Al
Alloy 7:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Cr, 0.5 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 8:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Ta, 0.5 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 9:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Ta, 0.5 at.% Si, 48 at.% Al

Die Kurven zeigen alle einen ähnlichen charakteristischen Verlauf. Bis zu einer Temperatur von ca. 500 °C muss mit einem Abfall von durchschnittlich 10 % gerechnet werden. Bei 700 °C beträgt die Härte HV noch ca. 80 %, bei 850 °C noch ca. 70 % des Wertes bei Raumtemperatur.The curves all show a similar characteristic course. Up to a temperature of approx. 500 ° C, an average drop of 10% must be expected. At 700 ° C the hardness HV is still approx. 80%, at 850 ° C approx. 70% of the value at room temperature.

Fig. 2 ist eine graphische Darstellung der Vickershärte HV (kg/mm₂) in Funktion der Temperatur T (°C) von Legierungen 14-20 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid, sowie von Vergleichslegierungen 1 und 2.

Legierung 1:
50 At.-% Ti, Rest Al
Legierung 2:
52 At.-% Ti, Rest Al
Legierung 14:
50 At.-% Ti, 2 At.-% Y, 48 At.-% Al
Legierung 15:
49 At.-% Ti, 3 At.-% Y, 48 At.-% Al
Legierung 16:
49 At.-% Ti, 3 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 17:
49 At.-% Ti, 3 At.-% Pd, 48 At.-% Al
Legierung 18:
50 At.-% Ti, 2 At.-% Co, 48 At.-% Al
Legierung 19:
51 At.-% Ti, 1 At.-% Zr, 48 At.-% Al
Legierung 20:
49 At.-% Ti, 3 At.-% Zr, 48 At.-% Al
Fig. 2 is a graphical representation of the Vickers hardness HV (kg / mm₂) as a function of the temperature T (° C) of alloys 14-20 based on the intermetallic compound titanium aluminide, and of comparative alloys 1 and 2.
Alloy 1:
50 at.% Ti, balance Al
Alloy 2:
52 at% Ti, balance Al
Alloy 14:
50 at.% Ti, 2 at.% Y, 48 at.% Al
Alloy 15:
49 at.% Ti, 3 at.% Y, 48 at.% Al
Alloy 16:
49 at.% Ti, 3 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 17:
49 at.% Ti, 3 at.% Pd, 48 at.% Al
Alloy 18:
50 at.% Ti, 2 at.% Co, 48 at.% Al
Alloy 19:
51 at.% Ti, 1 at.% Zr, 48 at.% Al
Alloy 20:
49 at.% Ti, 3 at.% Zr, 48 at.% Al

Die Kurven zeigen alle einen ähnlichen charakteristischen Verlauf. Bis zu einer Temperatur von ca. 500 °C muss mit einem Abfall von durchschnittlich 10 % gerechnet werden. Bei 700 °C beträgt die Härte HV noch ca. 80 %, bei 850 °C noch ca. 70 % des Wertes bei Raumtemperatur.The curves all show a similar characteristic course. Up to a temperature of approx. 500 ° C, an average drop of 10% must be expected. At 700 ° C the hardness HV is still approx. 80%, at 850 ° C approx. 70% of the value at room temperature.

Fig. 3 bezieht sich auf die graphische Darstellung der Vickershärte HV in Funktion der Temperatur T von Legierungen 21-27 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid, sowie von den Vergleichslegierungen 1 und 2.

Legierung 21:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Y, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al
Legierung 22:
47 At.-% Ti, 3 At.-% Zr, 2 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 23:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Y, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 24:
50,5 At.-% Ti, 1 At.-% Zr, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 25:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Zr, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 26:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Pd, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
Legierung 27:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Co, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
FIG. 3 relates to the graphical representation of the Vickers hardness HV as a function of the temperature T of alloys 21-27 based on the intermetallic compound titanium aluminide, and of the comparative alloys 1 and 2.
Alloy 21:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Y, 0.5 at.% B, 48 at.% Al
Alloy 22:
47 at.% Ti, 3 at.% Zr, 2 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 23:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Y, 0.5 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 24:
50.5 at.% Ti, 1 at.% Zr, 0.5 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 25:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Zr, 0.5 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 26:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Pd, 0.5 at.% Ge, 48 at.% Al
Alloy 27:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Co, 0.5 at.% Ge, 48 at.% Al

Es gilt das unter Fig. 2 Gesagte.The statements made under Fig. 2 apply.

Fig. 4 ist eine graphische Darstellung der Vickershärte HV (kg/mm²) in Funktion der Temperatur T (°C) von Legierungen 33-39 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid und von den Vergleichslegierungen 1 und 2.

Legierung 1:
50 At.-% Ti, Rest Al
Legierung 2:
52 At.-% Ti, Rest Al
Legierung 33:
50,5 At.-% Ti, 1 At.-% W, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
Legierung 34:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% W, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
Legierung 35:
48 At.-% Ti, 3 At.-% W, 1 At.-% B, 48 At.-% Al.
Legierung 36:
49,5 At.-% Ti, 2 At.-% Mn, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
Legierung 37:
48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Cr, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
Legierung 38:
47,5 At.-% Ti, 2 At.-% Mn, 2 At.-% Nb, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
Legierung 39:
48,5 At.-% Ti, 2 At.-% Cr, 1 At.-% Mn, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
4 is a graphical representation of the Vickers hardness HV (kg / mm 2) as a function of the temperature T (° C.) of alloys 33-39 based on the intermetallic compound titanium aluminide and of comparative alloys 1 and 2.
Alloy 1:
50 at.% Ti, balance Al
Alloy 2:
52 at% Ti, balance Al
Alloy 33:
50.5 at.% Ti, 1 at.% W, 0.5 at.% B, 48 at.% Al.
Alloy 34:
48.5 at.% Ti, 3 at.% W, 0.5 at.% B, 48 at.% Al.
Alloy 35:
48 at.% Ti, 3 at.% W, 1 at.% B, 48 at.% Al.
Alloy 36:
49.5 at.% Ti, 2 at.% Mn, 0.5 at.% B, 48 at.% Al.
Alloy 37:
48.5 at.% Ti, 3 at.% Cr, 0.5 at.% B, 48 at.% Al.
Alloy 38:
47.5 at.% Ti, 2 at.% Mn, 2 at.% Nb, 0.5 at.% B, 48 at.% Al.
Alloy 39:
48.5 at.% Ti, 2 at.% Cr, 1 at.% Mn, 0.5 at.% B, 48 at.% Al.

Die Kurven zeigen alle einen ähnlichen charakteristischen Verlauf. Bis zu einer Temperatur von ca. 500 °C muss mit einem Abfall von durchschnittlich 10 % gerechnet werden. Bei 700 °C beträgt die Härte HV noch ca. 80 %, bei 850 °C noch ca. 70 % des Wertes bei Raumtemperatur.The curves all show a similar characteristic course. Up to a temperature of approx. 500 ° C, an average drop of 10% must be expected. At 700 ° C the hardness HV is still approx. 80%, at 850 ° C approx. 70% of the value at room temperature.

Fig. 5 ist eine graphische Darstellung der Fliessgrenze σ0,2 (MPa) in Funktion der Temperatur T (°C) von den Legierungen 1-9.5 is a graphical representation of the yield point σ 0.2 (MPa) as a function of temperature T (° C) of alloys 1-9.

Alle Kurven zeigen ein ähnliches Verhalten des Werkstoffs. Bis zu einer Temperatur von ca. 900 °C nimmt die Fliessgrenze zunächst stärker, dann weniger stark auf ca. 80 % des Wertes bei Raumtemperatur ab. Ab ca. 1000 °C (oberhalb des Knies der Kurve) erfolgt dann der Steilabfall zu niedrigen Werten.All curves show a similar behavior of the material. Up to a temperature of approx. 900 ° C the yield point initially decreases more, then less strongly to approx. 80% of the value at room temperature. From approx. 1000 ° C (above the knee of the curve) the steep drop to low values occurs.

Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der Fliessgrenze σ0,2 (MPa) in Funktion der Temperatur T (°C) von den Legierungen 14-20 und von den Vergleichslegierungen 1 und 2.6 is a graphical representation of the yield point σ 0.2 (MPa) as a function of temperature T (° C.) of alloys 14-20 and of comparative alloys 1 and 2.

Alle Kurven zeigen ein ähnliches Verhalten des Werkstoffs. Bis zu einer Temperatur von ca. 900 °C nimmt die Fliessgrenze zunächst stärker, dann weniger stark auf ca. 80 % des Wertes bei Raumtemperatur ab. Ab ca. 1000 °C (oberhalb des Knies der Kurve) erfolgt dann der Steilabfall zu niedrigen Werten.All curves show a similar behavior of the material. Up to a temperature of approx. 900 ° C the yield point initially decreases more, then less strongly to approx. 80% of the value at room temperature. From approx. 1000 ° C (above the knee of the curve) the steep drop then takes place at low values.

Fig. 7 bezieht sich auf eine graphische Darstellung der Fliessgrenze σ0,2 in Funktion der Temperatur von den Legierungen 21-27 und von den Vergleichslegierungen 1 und 2.FIG. 7 relates to a graphic representation of the yield point σ 0.2 as a function of the temperature of alloys 21-27 and of comparative alloys 1 and 2.

Es gilt das unter Fig. 3 Gesagte.The statements made under Fig. 3 apply.

Fig. 8 ist eine graphische Darstellung der Fliessgrenze σ0,2 (MPa) in Funktion der Temperatur T (°C) von den Legierungen 33-39 und den Vergleichslegierungen 1 und 2.8 is a graphical representation of the yield point σ 0.2 (MPa) as a function of temperature T (° C.) of alloys 33-39 and comparative alloys 1 and 2.

Alle Kurven zeigen ein ähnliches Verhalten des Werkstoffs. Bis zu einer Temperatur von ca. 900 °C nimmt die Fliessgrenze zunächst stärker, dann weniger stark auf ca. 80 % des Wertes bei Raumtemperatur ab. Ab ca. 1000 °C (oberhalb des Knies der Kurve) erfolgt dann der Steilabfall zu niedrigen Werten.All curves show a similar behavior of the material. Up to a temperature of approx. 900 ° C the yield point initially decreases more, then less strongly to approx. 80% of the value at room temperature. From approx. 1000 ° C (above the knee of the curve) the steep drop then takes place at low values.

Die Figuren 9, 10 und 11 beziehen sich jeweils auf graphische Darstellungen des Einflusses von Metallzusätzen (Me, W) auf die mechanischen Eigenschaften von Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid bei Raumtemperatur. Bei Legierungen 11, 12, 13, 28, 29, 30, 40 und 41 ist jeweils der Einfluss von Wolfram- bzw. Yttrium-Gehalt auf die Vickershärte HV (kg/mm²) und bei Legierungen 11, 12, 13, 31, 32 und 40 der Einfluss von Wolfram- bzw. Xttrium-Gehalt auf die Bruchdehnung δ (%) jeweils bei Raumtemperatur dargestellt.FIGS. 9, 10 and 11 each relate to graphic representations of the influence of metal additives (Me, W) on the mechanical properties of alloys based on the intermetallic compound titanium aluminide at room temperature. For alloys 11, 12, 13, 28, 29, 30, 40 and 41, the influence of tungsten and yttrium content on the Vickers hardness is HV (kg / mm²) and for alloys 11, 12, 13, 31, 32 and 40 the influence of the tungsten or xttrium content on the elongation at break δ (%) each at room temperature.

Die Legierung 11 dient als Basis. Die Zusammensetzungen der Legierungen sind wie folgt:

Figure imgb0001
The alloy 11 serves as the basis. The alloy compositions are as follows:
Figure imgb0001

Es lässt sich mit zunehmendem Metallgehalt Me (Me=W,Y,Zr) eine erhebliche Härtesteigerung bei vergleichsweise geringfügiger Abnahme der Bruchdehnung feststellen. Besonders augenfällig ist die duktilisierende Wirkung des Bor-Zusatzes.With increasing metal content Me (Me = W, Y, Zr), a considerable increase in hardness can be determined with a comparatively slight decrease in the elongation at break. The ductile effect of the boron addition is particularly striking.

Ausführungsbeispiel 1:Example 1:

In einem Lichtbogenofen wurde unter Argon als Schutzgas eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 51 At.-%
Si = 0,2 At.-%
W = 4 At.-%
Al = 44,8 At.-%An alloy of the following composition was melted in an arc furnace under argon as a protective gas:
Ti = 51 at .-%
Si = 0.2 at%
W = 4 at%
Al = 44.8 at%

Als Ausgangsmaterialien dienten die einzelnen Elemente mit einem Reinheitsgrad von 99,99 %. Die Schmelze wurde zu einem Gussrohling von ca. 50 mm Durchmesser und ca. 70 mm Höhe abgegossen. Der Rohling wurde unter Schutzgas wieder aufgeschmolzen und ebenfalls unter Schutzgas zur Erstarrung in Form von Stäben mit ca. 9 mm Durchmesser und ca. 70 mm Länge gezwungen.The individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials. The melt was poured into a cast blank of approximately 50 mm in diameter and approximately 70 mm in height. The blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 9 mm and a length of approximately 70 mm.

Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben für Kurzzeitversuche verarbeitet.The bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.

Eine weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch eine geeignete Wärmebehandlung liegt im Bereich des Möglichen. Ausserdem besteht die Möglichkeit zur Verbesserung durch gerichtete Erstarrung, wofür such die Legierung besonders eignet.A further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.

Ausführungsbeispiel 2: Example 2 :

Analog Beispiel 1 wurde die nachfolgende Legierung unter Argon erschmolzen:
Ti = 51 At.-%
Si = 0,5 At.-%
Mo = 3,5 At.-%
Al = 45 At.-%Analogously to Example 1, the following alloy was melted under argon:
Ti = 51 at .-%
Si = 0.5 at .-%
Mo = 3.5 at .-%
Al = 45 at%

Die Schmelze wurde analog zum Ausführungsbeispiel 1 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und in Stabform zur Erstarrung gezwungen. Die Dimensionen der Stäbe entsprachen dem Ausführungsbeispiel 1. Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben verarbeitet. Die damit erreichten Werte der mechanischen Eigenschaften in Funktion der Prüftemperatur entsprachen annähernd denjenigen von Beispiel 1. Diese Werte können durch eine Wärmebehandlung weiter verbessert werden.The melt was poured off analogously to embodiment 1, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod. The dimensions of the rods corresponded to embodiment 1. The rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment. The mechanical properties as a function of the test temperature thus approximately corresponded to those of Example 1. These values can be further improved by heat treatment.

Ausführungsbeispiel 3:Example 3:

Genau gleich wie in Beispiel 1 wurde die folgende Legierung unter Argonatmosphäre erschmolzen:
Ti = 50 At.-%
Si = 0,8 At.-%
V = 3 At.-%
Al = 46,2 At.-%Exactly the same as in Example 1, the following alloy was melted under an argon atmosphere:
Ti = 50 at%
Si = 0.8 at%
V = 3 at .-%
Al = 46.2 at%

Die Schmelze wurde analog Beispiel 1 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und zu Prismen von quadratischem Querschnitt (7 mm x 7 mm x 80 mm) vergossen. Aus diesen Prismen wurden Probekörper für Druck-, Härte- und Schlagproben hergestellt. Die mechanischen Eigenschaften entsprachen ungefähr denjenigen der vorangegangenen Beispiele. Eine Wärmebehandlung ergab eine weitere Verbesserung dieser Werte.The melt was poured off analogously to Example 1, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (7 mm × 7 mm × 80 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The mechanical properties corresponded approximately to those of the previous examples. Heat treatment resulted in a further improvement in these values.

Ausführungsbeispiele 4 - 21:Embodiments 4-21:

Unter Argon wurden die nachfolgenden Legierungen erschmolzen:
Ti = 50 At.-%
Ge = 1,4 At.-%
Mn = 1,6 At.-%
Al = 47 At.-%
Ti = 48 At.-%
Ge = 1 At -%
Mn = 2 At.-%
Al = 49 At.-%
Ti = 51 At.-%
Ge = 0,6 At.-%
Ta = 3 At.-%
Al = 45,4 At.-%
Ti = 46 At.-%
Ge = 0,1 At.-%
Hf = 4 At.-%
Al = 49,9 At.-%
Ti = 51 At.-%
Si = 1,5 At.-%
W = 2 At.-%
Mn = 1,5 At.-%
Al = 44 At.-%
Ti = 50 At.-%
Si = 1 At.-%
V = 1,5 At.-%
Cr = 2,5 At.-%
Al = 45 At.-%
Ti = 48 At.-%
Si = 0,5 At.-%
Ta = 3 At.-%
Nb = 1 At.-%
Al = 47,5 At.-%
Ti = 46 At.-%
Si = 0,1 At.-%
Mo = 2,5 At.-%
Hf = 1,5 At.-%
Al = 49,9 At.-%
Ti = 51,5 At.-%
Ge = 0,2 At.-%
W = 1 At.-%
V = 3 At.-%
Al = 44,3 At.-%
Ti = 50 At.-%
Ge = 0,8 At.-%
Mn = 2,4 At.-%
Cr = 1,6 At.-%
Al = 45,2 At.-%
Ti = 47 At.-%
Ge = 1,3 At.-%
Nb = 2,5 At.-%
Hf = 0,5 At.-%
Al = 48,7 At.-%
Ti = 47 At.-%
Si = 0,3 At.-%
W = 1,5 At.-%
Cr = 1 At.-%
Nb = 1 At.-%
Al = 49,2 At.-%
Ti = 51 At.-%
Si = 0,7 At.-%
Mo = 0,7 At.-%
Mn = 3 At.-%
V = 0,3 At.-%
Al = 44,3 At.-%
Ti = 50 At.-%
Si = 1 At.-%
V = 1 At.-%
Nb = 1 At.-%
Mn = 1 At.-%
Al = 45 At.-%
Ti = 49 At.-%
Si = 1,2 At.-%
Ta = 1,5 At.-%
W = 1,4 At.-%
Hf = 1 At.-%
Al = 45,9 At.-%
Ti = 49 At.-%
Ge = 1,5 At.-%
W = 2,5 At.-%
Mo = 0,5 At.-%
Cr = 1 At.-%
Al = 45,5 At.-%
Ti = 51,5 At.-%
Ge = 1 At.-%
V = 1,5 At.-%
Ta = 0,5 At.-%
Hf = 1,5 At.-%
Al = 44 At.-%
Ti = 46 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Nb = 3 At.-%
Mo = 0,5 At.-%
Cr = 0,5 At.-%
Al = 49,5 At.-%The following alloys were melted under argon:
Ti = 50 at%
Ge = 1.4 at%
Mn = 1.6 at .-%
Al = 47 at%
Ti = 48 at%
Ge = 1 at%
Mn = 2 at%
Al = 49 at%
Ti = 51 at .-%
Ge = 0.6 at.%
Ta = 3 at .-%
Al = 45.4 at%
Ti = 46 at%
Ge = 0.1 at%
Hf = 4 at%
Al = 49.9 at%
Ti = 51 at .-%
Si = 1.5 at%
W = 2 at%
Mn = 1.5 at%
Al = 44 at%
Ti = 50 at%
Si = 1 atom%
V = 1.5 at%
Cr = 2.5 at .-%
Al = 45 at%
Ti = 48 at%
Si = 0.5 at .-%
Ta = 3 at .-%
Nb = 1 atom%
Al = 47.5 at .-%
Ti = 46 at%
Si = 0.1 at%
Mo = 2.5 at%
Hf = 1.5 at%
Al = 49.9 at%
Ti = 51.5 at .-%
Ge = 0.2 at%
W = 1 atom%
V = 3 at .-%
Al = 44.3 at%
Ti = 50 at%
Ge = 0.8 at .-%
Mn = 2.4 at.%
Cr = 1.6 at .-%
Al = 45.2 at%
Ti = 47 at%
Ge = 1.3 at%
Nb = 2.5 at%
Hf = 0.5 at .-%
Al = 48.7 at%
Ti = 47 at%
Si = 0.3 at%
W = 1.5 at%
Cr = 1 atom%
Nb = 1 atom%
Al = 49.2 at%
Ti = 51 at .-%
Si = 0.7 at%
Mo = 0.7 at.%
Mn = 3 at%
V = 0.3 at%
Al = 44.3 at%
Ti = 50 at%
Si = 1 atom%
V = 1 atom%
Nb = 1 atom%
Mn = 1 atom%
Al = 45 at%
Ti = 49 at%
Si = 1.2 at%
Ta = 1.5 at%
W = 1.4 at%
Hf = 1 atom%
Al = 45.9 at%
Ti = 49 at%
Ge = 1.5 at%
W = 2.5 at%
Mo = 0.5 at .-%
Cr = 1 atom%
Al = 45.5 at%
Ti = 51.5 at .-%
Ge = 1 atom%
V = 1.5 at%
Ta = 0.5 at .-%
Hf = 1.5 at%
Al = 44 at%
Ti = 46 at%
Ge = 0.5 at .-%
Nb = 3 at%
Mo = 0.5 at .-%
Cr = 0.5 at .-%
Al = 49.5 at .-%

Im übrigen wurde wie unter Beispiel 1 verfahren.Otherwise, the procedure was as in Example 1.

Ausführungsbeispiel 22:Example 22:

Genau gleich wie in Beispiel 1 wurde die Legierung 3 unter Argonatmosphäre erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
W = 3 At.-%
Al = 48 At.-%Exactly the same as in Example 1, alloy 3 was melted under an argon atmosphere:
Ti = 48.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
W = 3 at%
Al = 48 at .-%

Die Schmelze wurde analog Beispiel 1 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und zu Prismen von quadratischem Querschnitt (7mm x 7mm x 80 mm) vergossen. Aus diesen Prismen wurden Probekörper für Druck-, Härte- und Schlagproben hergestellt. Der Verlauf der mechanischen Eigenschaften entsprach ungefähr demjenigen der vorangegangenen Beispiele. Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 582 Mpa. Der Verlauf über die Temperatur T ist in Fig. 5 angegeben. Als Bezugsgrösse ist Legierung 1 (reines TiAl) eingezeichnet. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 322 Einheiten. Der Verlauf über die Temperatur T ist in Fig. 1 eingezeichnet. Als Bezugsgrösse ist die Legierung 1 (reines TiAl) angeben. Eine Wärmebehandlung ergab eine weitere Verbesserung dieser Werte.The melt was poured off analogously to Example 1, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (7 mm × 7 mm × 80 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The course of the mechanical properties corresponded approximately to that of the previous examples. The yield point σ 0.2 at room temperature was 582 Mpa. The course over the temperature T is indicated in FIG. 5. Alloy 1 (pure TiAl) is shown as a reference. The Vickers hardness HV at room temperature averaged 322 units. The course over the temperature T is shown in FIG. 1. Alloy 1 (pure TiAl) is to be given as the reference quantity. Heat treatment further improved these values.

Ausführungsbeispiel 23:Embodiment 23:

Entsprechend Beispiel 22 wurde aus den reinen Elementen die Legierung 4 erschmolzen:
Ti = 50,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
W = 3 At.-%
Al = 46 At.-%Alloy 4 was melted from the pure elements in accordance with Example 22:
Ti = 50.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
W = 3 at%
Al = 46 at%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 553 MPa. Der Verlauf über der Temperatur T ist in Fig. 5 eingezeichnet. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 335 Einheiten. Ihr Verlauf über der Temperatur T ist in Fig. 1 angegeben. Ausführungsbeispiel 24:
The yield point σ 0.2 at room temperature was 553 MPa. The course over the temperature T is shown in FIG. 5. The Vickers hardness HV at room temperature averaged 335 units. Their course over the temperature T is indicated in Fig. 1. Embodiment 24:

Gemäss Beispiel 22 wurde aus den reinen Elementen die Legierung 5 erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Si = 0,5 At.-%
W = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 22, the alloy 5 was melted from the pure elements:
Ti = 48.5 at .-%
Si = 0.5 at .-%
W = 3 at%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 578 MPa. Der Verlauf der Fliessgrenze über der Temperatur T ist in Fig. 5 aufgetragen. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 350 Einheiten. Ihr Verlauf über der Temperatur T ist in Fig. 1 festgehalten. Die härtesteigernde Wirkung des kombinierten W- und Si-Zusatzes gegenüber dem reinen TiAl ist zu beachten. Sie beträgt im vorliegenden Fall durchschnittlich 75 %.The yield point σ 0.2 at room temperature was 578 MPa. The course of the flow limit over the temperature T is plotted in FIG. 5. The Vickers hardness HV at room temperature reached 350 units. Their course over the temperature T is recorded in Fig. 1. The hardness-increasing effect of the combined W and Si additives compared to pure TiAl must be noted. In the present case, it averages 75%.

Ausführungsbeispiel 25:Embodiment 25:

Nach Beispiel 22 wurde die Legierung 6 aus reinen Elementen erschmolzen:
Ti = 47,5 At.-%
Si = 0,5 At.-%
W = 4 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 22, alloy 6 was melted from pure elements:
Ti = 47.5 at .-%
Si = 0.5 at .-%
W = 4 at%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 572 MPa (Fig.5). Die Vickershärte HV erreichte bei Raumtemperatur den Wert von 347 Einheiten (Fig. 1).The yield point σ 0.2 at room temperature was 572 MPa (Fig. 5). The Vickers hardness HV reached the value of 347 units at room temperature (FIG. 1).

Ausführungsbeispiel 26:Embodiment 26:

Es wurde genau gleich wie in Beispiel 22 verfahren. Die erschmolzene Legierung 7 hatte die folgende Zusammensetzung:
Ti = 48,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Cr = 3 At.-%
Al = 48 At.-%The procedure was exactly the same as in Example 22. The molten alloy 7 had the following composition:
Ti = 48.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Cr = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 550 MPa (Fig. 5). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug im Durchschnitt 333 Einheiten (Fig. 1).The yield point σ 0.2 at room temperature was 550 MPa (Fig. 5). The Vickers hardness HV at room temperature averaged 333 units (Fig. 1).

Ausführungsbeispiel 27:Embodiment 27:

Nach Beispiel 22 wurde aus den reinen Elementen die nachfolgende Legierung 8 erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Ta = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 22, the following alloy 8 was melted from the pure elements:
Ti = 48.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Ta = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 495 MPa (Fig. 5). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug im Durchschnitt 300 Einheiten (Fig. 1).The yield point σ 0.2 at room temperature reached 495 MPa (Fig. 5). The Vickers hardness HV at room temperature averaged 300 units (FIG. 1).

Ausführungsbeispiel 28:Embodiment 28:

Nach Beispiel 22 wurde die Legierung 9 der nachfolgenden Zusammensetzung aus den reinen Elementen erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Si = 0,5 At.-%
Ta = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 22, alloy 9 of the following composition was melted from the pure elements:
Ti = 48.5 at .-%
Si = 0.5 at .-%
Ta = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Es wurde eine Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur von 461 MPa erreicht (Fig. 5). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur hatte den Wert von 279 Einheiten (Fig. 1).A yield point σ 0.2 at room temperature of 461 MPa was reached (Fig. 5). The Vickers hardness HV at room temperature was 279 units (Fig. 1).

Ausführungsbeispiel 29:Embodiment 29:

In einem Ofen wurde gemäss Beispiel 22 eine Legierung mit der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Si = 0,5 At.-%
V = 3 At.-%
Al = 48 At.-%An alloy with the following composition was melted in an oven in accordance with Example 22:
Ti = 48.5 at .-%
Si = 0.5 at .-%
V = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 489 MPa. Ihr Verlauf über der Temperatur T ist ähnlich derjenigen der Legierung 8. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur lag bei 296 Einheiten. Sie hatte über der Temperatur einen Verlauf ähnlich der Legierung 8.The yield point σ 0.2 at room temperature was 489 MPa. Their course over the temperature T is similar to that of alloy 8. The Vickers hardness HV at room temperature was 296 units. It had a profile similar to alloy 8 over temperature.

Ausführungsbeispiel 30:Embodiment 30:

Ähnlich Beispiel 22 wurde folgende Legierung aus den Elementen erschmolzen:
Ti = 47,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Mn = 2 At.-%
Nb = 2 At.-%
Al = 48 At.-%Similar to Example 22, the following alloy was melted from the elements:
Ti = 47.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Mn = 2 at%
Nb = 2 at%
Al = 48 at .-%

Bei Raumtempertur betrug die Fliessgrenze σ0,2 ca. 478 MPa. Der Verlauf über der Temperatur liegt etwa in der Mitte zwischen den entsprehcenden Verläufen der Legierungen 8 und 9. Die Vickershärte HV lag bei Raumtemperatur bei 290 Einheiten. Ihr Temperaturverlauf liegt ungefähr in der Mitte zwischen den entsprechenden Temperaturverläufen der Legierungen 8 und 9.At room temperature, the yield point σ 0.2 was approx. 478 MPa. The course over the temperature lies approximately in the middle between the corresponding courses of alloys 8 and 9. The Vickers hardness HV was 290 units at room temperature. Their temperature profile lies approximately in the middle between the corresponding temperature profiles of alloys 8 and 9.

Ausführungsbeispiel 31:Embodiment 31:

Gemäss Beispiel 22 wurde eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Nb = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 22, an alloy of the following composition was melted:
Ti = 48.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Nb = 3 at%
Al = 48 at .-%

Bei Raumtemperatur betrug die Fliessgrenze σ0,2 388 MPa. Ihr Verlauf über der Temperatur T fällt praktisch mit demjenigen der Legierung 2 zusammen. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte 235 Einheiten. Der entsprechende Verlauf über T fällt praktisch mit demjenigen der Legierung 2 zusammen.The yield point σ was 0.2 388 MPa at room temperature. Their course over the temperature T practically coincides with that of the alloy 2. The Vickers hardness HV at room temperature reached 235 units. The corresponding course over T practically coincides with that of alloy 2.

Ausführungsbeispiel 32:Embodiment 32:

Aus den reinen Elementen wurde im Ofen unter Schutzgas eine Legierung folgender Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 49,5 At.-%
Si = 0,5 At.-%
Mn = 2 At.-%
Al = 48 At.-%An alloy of the following composition was melted from the pure elements in an oven under protective gas:
Ti = 49.5 at .-%
Si = 0.5 at .-%
Mn = 2 at%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur wurde mit 449 MPa gemessen. Ihr Verlauf über der Temperatur T liegt knapp unterhalb demjenigen der Legierung 9. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur ergab einen Wert von 272 Einheiten. Der Temperaturverlauf liegt knapp unterhalb demjenigen der Legierung 9.The yield point σ 0.2 at room temperature was measured at 449 MPa. Their course over the temperature T is just below that of the alloy 9. The Vickers hardness HV at room temperature gave a value of 272 units. The temperature profile is just below that of alloy 9.

Ausführungsbeispiel 33:Embodiment 33:

Gemäss Beispiel 22 wurde die nachfolgende Legierung unter Schutzgas erschmolzen:
Ti = 44,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
W = 3 At.-%
Al = 52 At.-%According to Example 22, the following alloy was melted under protective gas:
Ti = 44.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
W = 3 at%
Al = 52 at%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur ergab einen durchschnittlichen Wert von 522 MPa. Ihr Temperaturverlauf liegt knapp unterhalb demjenigen der Legierung 3. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur ergab sich zu 316 Einheiten. Der entsprechende Verlauf über der Temperatur T liegt knapp unterhalb demjenigen der Legierung 3.The yield point σ 0.2 at room temperature gave an average value of 522 MPa. Their temperature profile is just below that of alloy 3. The Vickers hardness HV at room temperature was 316 units. The corresponding course over the temperature T is just below that of the alloy 3.

Ausführungsbeispiel 34:Example 34:

Im Lichtbogenofen wurde unter Argon als Schutzgas eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 47 At.-%
Y = 3,5 At.-%
Al = 49,5 At.-%An alloy of the following composition was melted in the arc furnace under argon as a protective gas:
Ti = 47 at%
Y = 3.5 at%
Al = 49.5 at .-%

Als Ausgangsmaterialien dienten die einzelnen Elemente mit einem Reinheitsgrad von 99,99 %. Die Schmelze wurde zu einem Gussrohling von ca. 60 mm Durchmesser und ca. 80 mm Höhe abgegossen. Der Rohling wurde unter Schutzgas wieder aufgeschmolzen und ebenfalls unter Schutzgas zur Erstarrung in Form von Stäben mit ca. 8 mm Durchmesser und ca. 80 mm Länge gezwungen.The individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials. The melt was poured into a cast blank of approximately 60 mm in diameter and approximately 80 mm in height. The blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 8 mm and a length of approximately 80 mm.

Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben für Kurzzeitversuche verarbeitet. Die damit erreichten mechanischen Eigenschaften wurden in Funktion der Prüftemperatur gemessen.The bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment. The mechanical properties achieved were measured as a function of the test temperature.

Eine weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch eine geeignete Wärmebehandlung liegt im Bereich des Möglichen. Ausserdem besteht die Möglichkeit zur Verbesserung durch gerichtete Erstarrung, wofür sich die Legierung besonders eignet.A further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.

Ausführungsbeispiel 35:Embodiment 35:

Analog Beispiel 34 wurde die nachfolgende Legierung unter Argon erschmolzen:
Ti = 52 At.-%
Co = 1 At.-%
Al = 47 At.-%The following alloy was melted under argon as in Example 34:
Ti = 52 at%
Co = 1 atom%
Al = 47 at%

Die Schmelze wurde analog zum Ausführungsbeispiel 34 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und in Stabform zur Erstarrung gezwungen. Die Dimensionen der Stäbe entsprachen dem Ausführungsbeispiel 34. Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben verarbeitet. Die damit erreichten Werte der mechanischen Eigenschaften in Funktion der Prüftemperatur entsprachen annähernd denjenigen von Beispiel 34. Diese Werte können durch eine Wärmebehandlung weiter verbessert werden.The melt was poured off analogously to embodiment 34, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod. The dimensions of the rods corresponded to embodiment 34. The rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment. The mechanical properties as a function of the test temperature thus achieved corresponded approximately to those of Example 34. These values can be further improved by heat treatment.

Ausführungsbeispiel 36:Embodiment 36:

Genau gleich wie in Beispiel 34 wurde die folgende Legierung unter Argonatmosphäre erschmolzen:
Ti = 50 At.-%
Zr = 2,5 At.-%
Al = 47,5 At.-%Exactly the same as in Example 34, the following alloy was melted under an argon atmosphere:
Ti = 50 at%
Zr = 2.5 at%
Al = 47.5 at .-%

Die Schmelze wurde analog Beispiel 34 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und zu Prismen von quadratischem Querschnitt (8mm x 8mm x 100 mm) vergossen. Aus diesen Prismen wurden Probekörper für Druck-, Härte- und Schlagproben hergestellt. Die mechanischen Eigenschaften entsprachen ungefähr denjenigen der vorangegangenen Beispiele. Eine Wärmebehandlung ergab eine weitere Verbesserung dieser Werte.The melt was poured off as in Example 34, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (8 mm × 8 mm × 100 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The mechanical properties corresponded approximately to those of the previous examples. Heat treatment further improved these values.

Ausführungsbeispiele 37-46:Examples 37-46:

Unter Argon wurden die nachfolgenden Legierungen erschmolzen:
Ti = 46 At.-%
Ge = 2 At.-%
Al = 52 At.-%
Ti = 48 At.-%
Pd = 0,5 At.-%
Al = 51,5 At.-%
Ti = 48 At.-%
Zr = 4 At.-%
B = 1,5 At.-%
Al = 46,5 At.-%
Ti = 47 At.-%
Y = 3 At.-%
B = 1 At.-%
Al = 49 At.-%
Ti = 48 At.-%
Co = 3 At.-%
B = 1 At.-%
Al = 48 At.-%
Ti = 50 At.-%
Pd = 0,2 At.-%
B = 0,8 At.-%
Al = 49 At.-%
Ti = 47,5 At.-%
Y = 1,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Al = 50,5 At.-%
Ti = 50 At.-%
Co = 2 At.-%
Ge = 2 At.-%
Al = 46 At.-%
Ti = 47 At.-%
Zr = 1 At.-%
Ge = 1,5 At.-%
Al = 50,5 At.-%
Ti = 52 At.-%
Pd = 0,3 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Al = 47,2 At.-%The following alloys were melted under argon:
Ti = 46 at%
Ge = 2 at%
Al = 52 at%
Ti = 48 at%
Pd = 0.5 at .-%
Al = 51.5 at%
Ti = 48 at%
Zr = 4 at%
B = 1.5 at%
Al = 46.5 at%
Ti = 47 at%
Y = 3 at .-%
B = 1 atom%
Al = 49 at%
Ti = 48 at%
Co = 3 at .-%
B = 1 atom%
Al = 48 at .-%
Ti = 50 at%
Pd = 0.2 at.%
B = 0.8 at .-%
Al = 49 at%
Ti = 47.5 at .-%
Y = 1.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Al = 50.5 at%
Ti = 50 at%
Co = 2 at .-%
Ge = 2 at%
Al = 46 at%
Ti = 47 at%
Zr = 1 atom%
Ge = 1.5 at%
Al = 50.5 at%
Ti = 52 at%
Pd = 0.3 at.%
Ge = 0.5 at .-%
Al = 47.2 at%

Es wurden Proben zur Bestimmung der Härte, Dehnbarkeit und der Fliessgrenze hergestellt.Samples for determining hardness, elasticity and the yield point were produced.

Ausführungsbeispiel 47:Embodiment 47:

In einem kleinen, unter Argon als Schutzgas stehenden Ofen wurde, ausgehend von den reinen Elementendie Legierung 14 erschmolzen:
Ti = 50 At.-%
Y = 2 At.-%
Al = 48 At.-%Alloy 14 was melted in a small furnace under argon as a protective gas, starting from the pure elements:
Ti = 50 at%
Y = 2 at%
Al = 48 at .-%

Nach Umschmelzen des Rohlings wurden kleine Proben zur Bestimmung der Härte und der Fliessgrenze sowie der Dehnbarkeit gegossen. Die Stäbe hatten 6 mm Durchmesser und waren 60 mm lang. Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 582 MPa. Der Verlauf über die Temperatur T ist in Fig. 6 gemäss Kurve 14 angegeben. Als Bezugsgrösse ist der Temperaturverlauf der Legierung 1 (reine TiAl) eingezeichnet. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 352 Einheiten. Der Verlauf über die Temperatur T ist in Fig. 2 eingezeichnet. Als Bezugsgrösse ist wiederum Legierung 1 (reines TiAl) angegeben.After the blank had been melted, small samples were cast to determine the hardness and the yield point as well as the ductility. The rods were 6 mm in diameter and 60 mm long. The yield point σ 0.2 at room temperature was 582 MPa. The course over the temperature T is indicated in FIG. 6 according to curve 14. The temperature profile of alloy 1 (pure TiAl) is drawn in as a reference variable. The Vickers hardness HV at room temperature averaged 352 units. The course over the temperature T is shown in FIG. 2. Alloy 1 (pure TiAl) is again given as the reference quantity.

Ausführungsbeispiel 48:Example 48:

Entsprechend Beispiel 47 wurde aus den reinen Elementen die Legierung 15 erschmolzen:
Ti = 49 At.-%
Y = 3 At.-%
Al = 48 At.-%Alloy 15 was melted from the pure elements in accordance with Example 47:
Ti = 49 at%
Y = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 650 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 394 Einheiten (Fig. 2). Die härtesteigernde Wirkung des Y-Zusatzes gegenüber dem reinen TiAl ist bemerkenswert und beträgt nahezu 100 %.The yield point σ 0.2 at room temperature was 650 MPa (Fig. 6). The Vickers hardness HV at room temperature averaged 394 units (FIG. 2). The hardness-increasing effect of the Y addition compared to pure TiAl is remarkable and is almost 100%.

Ausführungsbeispiel 49:Embodiment 49:

Gemäss Beispiel 47 wurde aus den reinen Elementen die Legierung 16 erschmolzen:
Ti = 49 At.-%
Ge = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 47, the alloy 16 was melted from the pure elements:
Ti = 49 at%
Ge = 3 at%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 482 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 292 Einheiten (Fig. 2).The yield point σ 0.2 at room temperature was 482 MPa (Fig. 6). The Vickers hardness HV at room temperature reached the value of 292 units (Fig. 2).

Ausführungsbeispiel 50:Embodiment 50:

Nach Beispiel 47 wurde die Legierung 17 aus reinen Elementen erschmolzen:
Ti = 49 At.-%
Pd = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 47, alloy 17 was melted from pure elements:
Ti = 49 at%
Pd = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 512 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV erreichte bei Raumtemperatur den Wert von 310 Einheiten (Fig. 2).The yield point σ 0.2 at room temperature was 512 MPa (Fig. 6). The Vickers hardness HV reached the value of 310 units at room temperature (FIG. 2).

Ausführungsbeispiel 51:Embodiment 51:

Es wurde genau gleich wie in Beispiel 47 verfahren. Die erschmolzene Legierung 18 hatte die folgende Zusammensetzung:
Ti = 50 At.-%
Co = 2 At.-%
Al = 48 At.-%The procedure was exactly the same as in Example 47. The molten alloy 18 had the following composition:
Ti = 50 at%
Co = 2 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 426 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug im Durchschnitt 258 Einheiten (Fig. 2).The yield point σ 0.2 at room temperature was 426 MPa (Fig. 6). The Vickers hardness HV at room temperature averaged 258 units (Fig. 2).

Ausführungsbeispiel 52:Example 52:

Gemäss Beispiel 17 wurde die Legierung 19 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 51 At.-%
Zr = 1 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 17, alloy 19 of the following composition was melted:
Ti = 51 at .-%
Zr = 1 atom%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 439 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte durchschnittlich 266 Einheiten (Fig. 2).The yield point σ 0.2 at room temperature was 439 MPa (Fig. 6). The Vickers hardness HV at room temperature reached an average of 266 units (FIG. 2).

Ausführungsbeispiel 53:Example 53:

Nach Beispiel 47 wurde aus den reinen Elementen die nachfolgende Legierung 20 erschmolzen:
Ti = 49 At.-%
Zr = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 47, the following alloy 20 was melted from the pure elements:
Ti = 49 at%
Zr = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 512 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug im Durchschnitt 310 Einheiten (Fig. 2). Die härtesteigernde Wirkung des Zr-Zusatzes gegenüber Legierung 1 (reines TiAl) beträgt somit ca. 55 %.The yield point σ 0.2 at room temperature reached 512 MPa (Fig. 6). The Vickers hardness HV at room temperature averaged 310 units (FIG. 2). The hardness-increasing effect of the Zr addition compared to alloy 1 (pure TiAl) is therefore approx. 55%.

Ausführungsbeispiel 54:Example 54:

Nach Beispiel 47 wurde die Legierung 21 der nachfolgenden Zusammensetzung aus den reinen Elementen erschmolzen:
Ti = 48 At.-%
B = 0,5 At.-%
Y = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 47, alloy 21 of the following composition was melted from the pure elements:
Ti = 48 at%
B = 0.5 at%
Y = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Es wurde eine Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur von 645 MPa erreicht (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur hatte den Wert von 390 Einheiten (Fig. 3).A yield point σ 0.2 of 645 MPa was reached at room temperature (Fig. 7). The Vickers hardness HV at room temperature was 390 units (Fig. 3).

Ausführungsbeispiel 55:Embodiment 55:

In einem Ofen wurde gemäss Beispiel 47 die Legierung 22 mit der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 47 At.-%
Ge = 2 At.-%
Zr = 3 At.-%
Al = 48 At.-%Alloy 22 with the following composition was melted in an oven in accordance with Example 47:
Ti = 47 at%
Ge = 2 at%
Zr = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 513 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur lag bei 311 Einheiten (Fig. 3).The yield point σ 0.2 at room temperature was 513 MPa (Fig. 7). The Vickers hardness HV at room temperature was 311 units (FIG. 3).

Ausführungsbeispiel 56:Embodiment 56:

Ähnlich Beispiel 47 wurde die Legierung 23 aus den Elementen erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Y = 3 At.-%
Al = 48 At.-%Similar to example 47, alloy 23 was melted from the elements:
Ti = 48.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Y = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Bei Raumtempertur betrug die Fliessgrenze σ0,2 ca. 539 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV lag bei Raumtemperatur bei 326 Einheiten (Fig. 3).At room temperature the yield point σ 0.2 was approx. 539 MPa (Fig. 7). The Vickers hardness HV was 326 units at room temperature (FIG. 3).

Ausführungsbeispiel 57:Embodiment 57:

Gemäss Beispiel 47 wurde aus den Elementen die Legierung 24 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 50,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Zr = 1 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 47, alloy 24 of the following composition was melted from the elements:
Ti = 50.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Zr = 1 atom%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 416 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur entsprach 252 Einheiten (Fig. 3).The yield point σ 0.2 at room temperature reached 416 MPa (Fig. 7). The Vickers hardness HV at room temperature corresponded to 252 units (Fig. 3).

Ausführungsbeispiel 58:Example 58:

Gemäss Beispiel 47 wurde die Legierung 25 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Zr = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 47, alloy 25 of the following composition was melted:
Ti = 48.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Zr = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Bei Raumtemperatur betrug die Fliessgrenze σ0,2 509 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte 308 Einheiten (Fig. 3).At room temperature the yield point σ was 0.2 509 MPa (Fig. 7). The Vickers hardness HV at room temperature reached 308 units (Fig. 3).

Ausführungsbeispiel 59:Embodiment 59:

Aus den reinen Elementen wurde im Ofen unter Schutzgas die Legierung 26 folgender Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Pd = 3 At.-%
Al = 48 At.-%Alloy 26 of the following composition was melted from the pure elements in an oven under protective gas:
Ti = 48.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Pd = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur wurde mit 498 MPa gemessen (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur ergab einen Wert von 302 Einheiten (Fig. 3).The yield point σ 0.2 at room temperature was measured at 498 MPa (Fig. 7). The Vickers hardness HV at room temperature gave a value of 302 units (FIG. 3).

Ausführungsbeispiel 60:Embodiment 60:

Gemäss Beispiel 47 wurde die nachfolgende Legierung 27 unter Schutzgas erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Ge = 0,5 At.-%
Co = 3 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 47, the following alloy 27 was melted under a protective gas:
Ti = 48.5 at .-%
Ge = 0.5 at .-%
Co = 3 at .-%
Al = 48 at .-%

Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur ergab einen durchschnittlichen Wert von 488 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur ergab sich zu 296 Einheiten (Fig. 3).The yield point σ 0.2 at room temperature gave an average value of 488 MPa (Fig. 7). The Vickers hardness HV at room temperature was 296 units (FIG. 3).

Wirkung der Elemente bei den Ausführungsbeispielen 34 - 60:Effect of the elements in the exemplary embodiments 34-60:

Durch Zulegieren der Elemente Y, Zr, Pd, Ge oder Co zu einer Ti/Al-Grundlegierung wird in allen Fällen eine Härte- und Festigkeitssteigerung erzielt. Dabei ist die Wirkung fallend geordnet: ZY wirkt am stärksten, Co am schwächsten.By adding the elements Y, Zr, Pd, Ge or Co to a Ti / Al base alloy, an increase in hardness and strength is achieved in all cases. The effect is arranged in a descending order: ZY acts the strongest, Co the weakest.

Im allgemeinen ist die Härtesteigerung mit einer mehr oder weniger starken Einbusse an Dehnbarkeit verbunden, die aber durch Zulegieren von weiteren Elementen, die zähigkeitserhöhend wirken, wenigstens zum Teil wieder wettgemacht werden können.
Eine Zugabe von weniger als 0,5 At.-% eines Elements ist meist kaum wirksam. Andererseits zeigt sich bei ca. 3 - 4 At.-% eine gewisse Sättigungserscheindung, so dass weitere Zugaben sinnlos sind oder die Eigenschaften des Werkstoffs insgesamt wieder verschlechtern.
B wirkt im allgemeinen stark zähigkeitserhöhend im Verein mit anderen, die Festigkeit erhöhenden Elementen. Siehe Fig. 10. Hier konnte der durch Zulegieren von Y verursachte Verlust an Dehnbarkeit durch eine Zugabe von nur 0,5 At.-% B praktisch wettgemacht werden. Höhere Zugaben als 1 At.-% B sind nicht notwendig. Ge wirkt in gewissen Fällen ähnlich wie B aber wesentlich schwächer. Zugaben von mehr als 2 At.-% Ge bei Gegenwart weiterer Elemente sind wenig sinnvoll.
Zur weiteren Optimierung der Eigenschaften bieten sich polynäre Systeme an, bei denen versucht wird, die negativen Eigenschaften von Einzelzugaben durch gleichzeitiges Zulegieren anderer Elemente wieder wettzumachen.In general, the increase in hardness is associated with a more or less severe loss of ductility, which can, however, be at least partially compensated for by adding further elements which increase the toughness.
The addition of less than 0.5 at.% Of an element is usually hardly effective. On the other hand, there is a certain amount of saturation at about 3 - 4 at%, so that further additions are pointless or the properties of the material as a whole deteriorate again.
B generally has a strong toughness-increasing effect in combination with other strength-increasing elements. See Fig. 10. Here, the loss of ductility caused by alloying Y could be practically compensated for by adding only 0.5 at.% B. Additions higher than 1 at.% B are not necessary. In certain cases, Ge looks similar to B but is considerably weaker. Additions of more than 2 at.% Ge in the presence of further elements are of little use.
For further optimization of the properties, there are polynary systems in which an attempt is made to make up for the negative properties of individual additions by simultaneously alloying other elements.

Der Einsatzbereich der modifizierten Titanaluminide erstreckt sich vorteilhafterweise auf Temperaturen zwischen 600 °C und 1000 °C.The area of application of the modified titanium aluminides advantageously extends to temperatures between 600 ° C. and 1000 ° C.

Ausführungsbeispiel 61:Embodiment 61:

In einem Lichtbogenofen wurde unter Argon als Schutzgas die Legierung 33 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 50,5 At.-%
W = 1 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 48 At.-%Alloy 33 of the following composition was melted in an arc furnace under argon as protective gas:
Ti = 50.5 at .-%
W = 1 atom%
B = 0.5 at%
Al = 48 at .-%

Als Ausgangsmaterialien dienten die einzelnen Elemente mit einem Reinheitsgrad von 99,99 %. Die Schmelze wurde zu einem Gussrohling von ca. 60 mm Durchmesser und ca. 80 mm Höhe abgegossen. Der Rohling wurde unter Schutzgas wieder aufgeschmolzen und ebenfalls unter Schutzgas zur Erstarrung in Form von Stäben mit ca. 12 mm Durchmesser und ca. 80 mm Länge gezwungen.The individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials. The melt was poured into a cast blank of approximately 60 mm in diameter and approximately 80 mm in height. The blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 12 mm and a length of approximately 80 mm.

Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben für Kurzzeitversuche verarbeitet.The bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.

Eine weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch eine geeignete Wärmebehandlung liegt im Bereich des Möglichen. Ausserdem besteht die Möglichkeit zur Verbesserung durch gerichtete Erstarrung, wofür such die Legierung besonders eignet.A further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.

Die Vickershärte HV (kg/mm²) bei Raumtemperatur ergab einen Wert von 266 Einheiten (Fig. 4). Als Bezugsgrössen hierfür sind die Legierungen 1 (reines TiAl) sowie Legierung 2 (48 At.-% Al, Rest Ti) eingezeichnet. Die Fliessgrenze σ0,2 (MPa) bei Raumtemperatur hatte den Wert von 440 MPa (Fig. 8). Als Bezugsgrössen hierfür sind wiederum Legierungen 1 (reines TiAl) sowie Legierung 2 (48 At.-% Al und 52 At.-% Ti) angegeben (Fig. 8).The Vickers hardness HV (kg / mm²) at room temperature gave a value of 266 units (Fig. 4). Alloys 1 (pure TiAl) and alloy 2 (48 at% Al, remainder Ti) are shown as reference values for this. The yield point σ 0.2 (MPa) at room temperature was 440 MPa (Fig. 8). Alloys 1 (pure TiAl) and alloy 2 (48 at% Al and 52 at% Ti) are again given as reference values for this (FIG. 8).

Ausführungsbeispiel 62:Example 62:

Analog Beispiel 61 wurde die nachfolgende Legierung 34 unter Argon erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
W = 3 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 48 At.-%Analogous to Example 61, the following alloy 34 was melted under argon:
Ti = 48.5 at .-%
W = 3 at%
B = 0.5 at%
Al = 48 at .-%

Die Schmelze wurde analog zum Ausführungsbeispiel 61 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und in Stabform zur Erstarrung gezwungen. Die Dimensionen der Stäbe entsprachen dem Ausführungsbeispiel 61. Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben verarbeitet. Die damit erreichten Werte der mechanischen Eigenschaften in Funktion der Prüftemperatur sind in den Figuren 4 und 8 dargestellt. Diese Werte können durch eine Wärmebehandlung weiter verbessert werden. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug 329 Einheiten. Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 543 MPa. Die festigkeits- und härtesteigernde Wirkung des W-Zusatzes ist deutlich ersichtlich.The melt was poured off analogously to embodiment 61, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod. The dimensions of the rods corresponded to the exemplary embodiment 61. The rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment. The values of the mechanical properties achieved as a function of the test temperature are shown in FIGS. 4 and 8. These values can be further improved by heat treatment. The Vickers hardness HV at room temperature was 329 units. The yield point σ 0.2 at room temperature reached 543 MPa. The strength and hardness increasing effect of the W additive is clearly visible.

Ausführungsbeispiel 63:Example 63:

Genau gleich wie in Beispiel 61 wurde die folgende Legierung 35 unter Argonatmosphäre erschmolzen:
Ti = 48 At.-%
W = 3 At.-%
B = 1 At.-%
Al = 48 At.-%Exactly the same as in Example 61, the following alloy 35 was melted under an argon atmosphere:
Ti = 48 at%
W = 3 at%
B = 1 atom%
Al = 48 at .-%

Die Vickershärte bei Raumtemperatur betrug 342 Einheiten (Fig. 4). Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur hatte den Wert von 565 MPa (Fig. 8). Die mechanischen Eigenschaften werden also durch die weitere Zugabe von Bor bis zu 1 At.-% kaum mehr geändert. Deshalb stellt sich dieser Wert auch als gerechtfertigte obere Grenze für den Borgehalt der Legierung dar.The Vickers hardness at room temperature was 342 units (Fig. 4). The yield point σ 0.2 at room temperature was 565 MPa (Fig. 8). The mechanical properties are hardly changed by the further addition of boron up to 1 atom%. Therefore, this value is also a justified upper limit for the boron content of the alloy.

Ausführungsbeispiel 64:Example 64:

Gemäss Beispiel 61 wurde aus den reinen Elementen die folgende Legierung 36 erschmolzen:
Ti = 49,5 At.-%
Mn = 2 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 61, the following alloy 36 was melted from the pure elements:
Ti = 49.5 at .-%
Mn = 2 at%
B = 0.5 at%
Al = 48 at .-%

Bei Raumtemperatur betrug die Vickershärte 295 Einheiten (Fig. 4). Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur hatte den Wert von 487 MPa (Fig. 8). Die härtesteigernde Wirkung von Mangan ist demnach bei gleichem Borgehalt etwas schwächer als diejenige von Wolfram.At room temperature the Vickers hardness was 295 units (Fig. 4). The yield point σ 0.2 at room temperature was 487 MPa (Fig. 8). The hardness-increasing effect of manganese is therefore somewhat weaker than that of tungsten with the same boron content.

Ausführungsbeispiel 65:Example 65:

Es wurde gemäss Beispiel 61 die nachfolgende Legierung 37 erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Cr = 3 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 48 At.-%The following alloy 37 was melted according to Example 61:
Ti = 48.5 at .-%
Cr = 3 at .-%
B = 0.5 at%
Al = 48 at .-%

Die Vickershärte bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 350 Einheiten (Fig. 4). Bei Raumtemperatur betrug die Fliessgrenze σ0,2 578 MPa (Fig. 8). Durch den kombinierten Zusatz von Wolfram und Bor wird offenbar die höchste Festigkeitssteigerung der hier untersuchten Serie von dotiertem TiAl erreicht.The Vickers hardness at room temperature reached 350 units (Fig. 4). At room temperature the yield point was σ 0.2 578 MPa (Fig. 8). The combined addition of tungsten and boron apparently achieves the highest increase in strength of the series of doped TiAl examined here.

Ausführungsbeispiel 66:Embodiment 66:

Entsprechend Beispiel 61 wurde aus den reinen Elementen die folgende Legierung 38 unter Schutzgasatmosphäre erschmolzen:
Ti = 47,5 At.-%
Mn = 2 At.-%
Nb = 2 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 48 At.-%According to Example 61, the following alloy 38 was melted from the pure elements under a protective gas atmosphere:
Ti = 47.5 at .-%
Mn = 2 at%
Nb = 2 at%
B = 0.5 at%
Al = 48 at .-%

Bei Raumtemperatur betrug die Vickershärte 323 Einheiten (Fig. 4). Die Fliessgrenze σ0,2 war bei Raumtemperatur gleich 533 MPa (Fig. 8). Die kombinierte Wirkung von Mangan und Bor bei gleichzeitiger Anwesenheit von 2 At.-% Niob entspricht ungefähr derjenigen von Chrom mit Bor.At room temperature the Vickers hardness was 323 units (Fig. 4). The yield point σ 0.2 was 533 MPa at room temperature (Fig. 8). The combined effect of manganese and boron with the simultaneous presence of 2 at.% Niobium corresponds approximately to that of chromium with boron.

Ausführungsbeispiel 67:Embodiment 67:

Gemäss Beispiel 61 wurde die Legierung 39 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Cr = 2 At.-%
Mn = 1 At.-%
B = 0,5 At.-%
A% = 48 At.-%According to Example 61, the alloy 39 with the following composition was melted:
Ti = 48.5 at .-%
Cr = 2 at .-%
Mn = 1 atom%
B = 0.5 at%
A% = 48 at .-%

Die Untersuchung ergab eine Vickershärte bei Raumtemperatur von 345 Einheiten (Fig. 4). Bei Raumtemperatur wurde eine Fliessgrenze σ0,2 von 569 MPa gemessen (Fig. 8).The examination showed a Vickers hardness at room temperature of 345 units (FIG. 4). At room temperature, a yield point σ 0.2 of 569 MPa was measured (Fig. 8).

Der Einfluss von W und B auf die mechanischen Eigenschaften ist in Fig. 11 nochmals zusammengestellt. Für die anderen Dotierelemente ergeben sich ähnlich geformte Kurven. Meist läuft die Härte bei ca. 3 bis 4 At.-% Dotierungselement durch ein Maximum. Wesentlich höhere Zusätze als 4 At.-% sind deshalb wenig sinnvoll. Dies gilt zum mindesten strenggenommen für die Einzelelemente.The influence of W and B on the mechanical properties is shown again in FIG. 11. For the other doping elements, similarly shaped curves result. The hardness usually runs through a maximum at about 3 to 4 at.% Doping element. Additions significantly higher than 4 at.% Are therefore not very useful. This applies at least strictly to the individual elements.

Ausführungsbeispiel 68 - 77:Embodiment 68-77:

Entsprechend Beispiel 61 wurden die folgenden Legierungen unter Argonatmosphäre erschmolzen:
Ti = 48,5 At.-%
Nb = 3 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 48 At.-%
Ti = 46,5 At.-%
W = 3 At.-%
Cr = 2 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 48 At.-%
Ti = 46 At.-%
W = 1 At.-%
Cr = 2 At.-%
Nb = 2 At.-%
B = 1 At.-%
Al = 48 At.-%
Ti = 46,5 At.-%
W = 2 At.-%
Mn = 1 At.-%
Nb = 2 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 48 At.-%
Ti = 46 At.-%
W = 1 At.-%
Cr = 1 At.-%
Mn = 2 At.-%
Nb = 1 At.-%
B = 1 At.-%
Al = 48 At.-%
Ti = 47 At.-%
W = 3 At.-%
Mn = 3 At.-%
B = 1 At.-%
Al = 46 At.-%
Ti = 47 At.-%
W = 4 At.-%
Nb = 1 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 47,5 At.-%
Ti = 46,5 At.-%
Cr = 2 At.-%
Nb = 1 At.-%
B = 0,5 At.-%
Al = 50 At.-%
Ti = 46,2 At.-%
W = 1 At.-%
Cr = 1 At.-%
Mn = 0,7 At.-%
B = 0,1 At.-%
Al = 51 At.-%
Ti = 46 At.-%
Cr = 0,7 At.-%
Mn = 0,6 At.-%
Nb = 0,5 At.-%
B = 0,2 At.-%
Al = 52 At.-%According to Example 61, the following alloys were melted under an argon atmosphere:
Ti = 48.5 at .-%
Nb = 3 at%
B = 0.5 at%
Al = 48 at .-%
Ti = 46.5 at .-%
W = 3 at%
Cr = 2 at .-%
B = 0.5 at%
Al = 48 at .-%
Ti = 46 at%
W = 1 atom%
Cr = 2 at .-%
Nb = 2 at%
B = 1 atom%
Al = 48 at .-%
Ti = 46.5 at .-%
W = 2 at%
Mn = 1 atom%
Nb = 2 at%
B = 0.5 at%
Al = 48 at .-%
Ti = 46 at%
W = 1 atom%
Cr = 1 atom%
Mn = 2 at%
Nb = 1 atom%
B = 1 atom%
Al = 48 at .-%
Ti = 47 at%
W = 3 at%
Mn = 3 at%
B = 1 atom%
Al = 46 at%
Ti = 47 at%
W = 4 at%
Nb = 1 atom%
B = 0.5 at%
Al = 47.5 at .-%
Ti = 46.5 at .-%
Cr = 2 at .-%
Nb = 1 atom%
B = 0.5 at%
Al = 50 at%
Ti = 46.2 at%
W = 1 atom%
Cr = 1 atom%
Mn = 0.7 at%
B = 0.1 at%
Al = 51 at%
Ti = 46 at%
Cr = 0.7 at%
Mn = 0.6 at.%
Nb = 0.5 at.%
B = 0.2 at%
Al = 52 at%

Im übrigen wurde wie unter Beispiel 61 verfahren.Otherwise, the procedure was as in Example 61.

Wirkung der Elemente bei den Ausführungsbeispielen 61-77:Effect of the elements in the exemplary embodiments 61-77:

Durch Zulegieren der Elemente W, Cr, Mn und Nb einzeln oder in Kombination zu einer Ti/Al-Grundlegierung wird in allen Fällen eine Härte- und Festigkeitssteigerung erzielt. Dabei ist die Wirkung von Kombinationen (z.B. Mn+Nb) am stärksten. Im allgemeinen ist die Härtesteigerung mit einer mehr oder weniger starken Einbusse an Dehnbarkeit verbunden, die aber durch Zulegieren von weiteren Elementen, die zähigkeitserhöhend wirken, wenigstens zum Teil wieder wettgemacht werden können.
Eine Zugabe von weniger als 0,5 At.-% eines Elements ist meist kaum wirksam. Andererseits zeigt sich bei ca. 3 - 4 At.-% eine gewisse Sättigungserscheinung, so dass weitere Zugaben sinnlos sind oder die Eigenschaften des Werkstoffs insgesamt wieder verschlechtern.By adding the elements W, Cr, Mn and Nb individually or in combination to a Ti / Al base alloy, an increase in hardness and strength is achieved in all cases. The effect of combinations (eg Mn + Nb) is strongest. In general, the increase in hardness is associated with a more or less severe loss of ductility, which can, however, be at least partially compensated for by adding further elements which increase the toughness.
The addition of less than 0.5 at.% Of an element is usually hardly effective. On the other hand, there is a certain saturation phenomenon at approx. 3 - 4 at%, so that further additions are pointless or the properties of the material as a whole deteriorate again.

B wirkt im allgemeinen stark zähigkeitserhöhend im Verein mit anderen, die Festigkeit erhöhenden Elementen (Fig. 11). Hier konnte der durch Zulegieren von W verursachte Verlust an Dehnbarkeit durch eine Zugabe von nur 0,5 At.-% B praktisch wettgemacht werden. Höhere Zugaben als 1 At.-% B sind nicht notwendig.
Zur weiteren Optimierung der Eigenschaften bieten sich polynäre Systeme an, bei denen versucht wird, die negativen Eigenschaften von Einzelzugaben durch gleichzeitiges Zulegieren anderer Elemente wieder wettzumachen.B generally has a strong toughness-increasing effect in combination with other elements that increase strength (FIG. 11). Here the loss of ductility caused by alloying W could be practically compensated for by adding only 0.5 at.% B. Additions higher than 1 at.% B are not necessary.
For further optimization of the properties, there are polynary systems in which an attempt is made to make up for the negative properties of individual additions by simultaneously alloying other elements.

Der Einsatzbereich der modifizierten Tianaluminide erstreckt sich vorteilhafterweise auf Temperaturen zwischen 600 °C und 1000 °C.The area of application of the modified tianaluminides advantageously extends to temperatures between 600 ° C. and 1000 ° C.

Die erfindungsgemässe Hochtemperaturlegierung für mechanisch hochbeanspruchte Bauteile thermischer Maschinen ist nicht auf die Ausführungsbeispiele beschränkt und kann folgende Zusammensetzung aufweisen:



        TixElyMezAl1-(x+y+z)

, wobei

El = B, Ge oder Si und Me = Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, und/oder Zr bedeuten und gilt:

0,46 ≦ x
≦ 0,54,
0,001 ≦ y
≦ 0,015 für El = Ge und Me = Cr, Hf, Mn, Mo, Nb, Ta, V und/oder W,
0,001 ≦ y
≦ 0,015 für El = Si und Me = Hf, Mn, Mo, Ta, V und/oder W,
0 ≦ y
≦ 0,01 für El = B und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr ,
0 ≦ y
≦ 0,02 für El = Ge und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr,
0,0001 ≦ y
≦ 0,01 für El = B und Me = Cr, Mn, Nb und/oder W,
0,01 ≦ z
≦ 0,04, falls Me = Einzelelement,
0,01 ≦ z
≦ 0,08, falls Me zwei oder mehr Einzelelemente und
0,46 ≦ (x+y+z)
≦ 0,54.
The high-temperature alloy according to the invention for mechanically highly stressed components of thermal machines is not limited to the exemplary embodiments and can have the following composition:



Ti x El y Me z Al 1- (x + y + z)

, in which

El = B, Ge or Si and Me = Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, and / or Zr mean and apply:
0.46 ≦ x
≦ 0.54,
0.001 ≦ y
≦ 0.015 for El = Ge and Me = Cr, Hf, Mn, Mo, Nb, Ta, V and / or W,
0.001 ≦ y
≦ 0.015 for El = Si and Me = Hf, Mn, Mo, Ta, V and / or W,
0 ≦ y
≦ 0.01 for El = B and Me = Co, Ge, Pd, Y and / or Zr,
0 ≦ y
≦ 0.02 for El = Ge and Me = Co, Ge, Pd, Y and / or Zr,
0.0001 ≦ y
≦ 0.01 for El = B and Me = Cr, Mn, Nb and / or W,
0.01 ≦ z
≦ 0.04 if Me = single element,
0.01 ≦ z
≦ 0.08 if Me has two or more individual elements and
0.46 ≦ (x + y + z)
≦ 0.54.

Claims (1)

Hochtemperaturlegierung für Maschinenbauteile auf der Basis von dotiertem TiAl mit folgender Zusammensetzung:



        TixElyMezAl1-(x+y+z)

, wobei

El = B, Ge oder Si und Me = Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, und/oder Zr bedeuten und gilt: 0,46 ≦ x   ≦ 0,54, 0,001 ≦ y   ≦ 0,015 für El = Ge und Me = Cr, Hf, Mn, Mo, Nb, Ta, V und/oder W, 0,001 ≦ y   ≦ 0,015 für El = Si und Me = Hf, Mn, Mo, Ta, V und/oder W, 0 ≦ y   ≦ 0,01 für El = B und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr , 0 ≦ y   ≦ 0,02 für El = Ge und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr, 0,0001 ≦ y   ≦ 0,01 für El = B und Me = Cr, Mn, Nb und/oder W, 0,01 ≦ z   ≦ 0,04, falls Me = Einzelelement, 0,01 ≦ z   ≦ 0,08, falls Me zwei oder mehr Einzelelemente und 0,46 ≦ (x+y+z)   ≦ 0,54. High-temperature alloy for machine components based on doped TiAl with the following composition:



Ti x El y Me z Al 1- (x + y + z)

, in which

El = B, Ge or Si and Me = Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, and / or Zr mean and apply: 0.46 ≦ x ≦ 0.54, 0.001 ≦ y ≦ 0.015 for El = Ge and Me = Cr, Hf, Mn, Mo, Nb, Ta, V and / or W, 0.001 ≦ y ≦ 0.015 for El = Si and Me = Hf, Mn, Mo, Ta, V and / or W, 0 ≦ y ≦ 0.01 for El = B and Me = Co, Ge, Pd, Y and / or Zr, 0 ≦ y ≦ 0.02 for El = Ge and Me = Co, Ge, Pd, Y and / or Zr, 0.0001 ≦ y ≦ 0.01 for El = B and Me = Cr, Mn, Nb and / or W, 0.01 ≦ z ≦ 0.04, if Me = single element, 0.01 ≦ z ≦ 0.08 if Me has two or more individual elements and 0.46 ≦ (x + y + z) ≦ 0.54.
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